激光熔覆原位生长TiB2

第52卷第7期表面技术
2023年7月SURFACE TECHNOLOGY·397·
激光熔覆原位生长TiB2/TiC增强
铁基涂层组织及性能
佘红艳1，屈威1，杨柳1，叶宏1,2
（1.重庆理工大学 材料科学与工程学院，重庆 400054；
2.重庆市高校模具技术重点实验室，重庆 400054）
摘要：目的采用激光熔覆技术在45钢表面制备原位生长的TiB2、TiC陶瓷相，以提高铁基涂层的耐磨性能。

方法利用X射线衍射仪（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）和能谱仪（EDS）研究铁基复合涂层的相组织、显微组织。

使用显微硬度计、磨损实验机等仪器进行显微硬度和耐磨性的测试。

结果在铁基粉末中添加Ti、B4C后，涂层原位生长出均匀分布的TiB2、TiC陶瓷相，其数量随着（Ti+B4C）添加量的增加而增多。

经过扫描电镜结合EDS判定TiB2多呈矩形形貌，TiC呈球形或花瓣状。

在原位生长过程中，TiB2优先形成，而TiC多依附在TiB2周围，以颗粒状存在。

铁基复合涂层的显微硬度随着（Ti+B4C）添加量的增加逐级增加，质量分数为30%的（Ti+B4C）复合涂层的硬度最高（1 086HV0.2），比铁基涂层（611HV0.2）的硬度提高了约0.78倍。

复合涂层的磨损性能得到明显改善，其中质量分数为30%的（Ti+B4C）复合涂层的磨损率最小，为5.48×10−6 mm3/(N·m)，铁基涂层的磨损率为2.01×10−5 mm3/(N·m)，表明其耐磨性提高了约2.67倍。

随着原位生长的TiB2、TiC陶瓷相数量的增多，铁基涂层的磨损机制由黏着磨损逐渐转为轻微的磨粒磨损。

结论在铁基粉末中添加Ti、B4C，通过激光熔覆技术能够原位生长出TiB2和TiC，显著提高了铁基涂层的硬度和耐磨性能。

关键词：激光熔覆；原位生长；TiB2/TiC；微观组织；显微硬度；摩擦磨损性能
中图分类号：TG174.442 文献标识码：A 文章编号：1001-3660(2023)07-0397-09
DOI：10.16490/ki.issn.1001-3660.2023.07.036
Microstructure and Properties of TiB2/TiC Reinforced
Fe-based Coating Grown in Situ by Laser Cladding
SHE Hong-yan1, QU Wei1, YANG Liu1, YE Hong1,2
(1. School of Materials Science and Engineering, Chongqing University of Technology, Chongqing 400054, China;
2. Chongqing University Key Laboratory of Mould Technology, Chongqing 400054, China)
ABSTRACT: The preparation of ceramic phase reinforced metal matrix composites by laser cladding is currently an important research direction of wear resistant coatings. According to the way of adding the reinforcing phase, they are generally classified into two categories, i.e., the ex-situ method and the in-situ growth method. The significant advantage of in-situ growth is that
收稿日期：2022−06−22；修订日期：2022−11−12
Received：2022-06-22；Revised：2022-11-12
作者简介：佘红艳（1998—），女，硕士生，主要研究方向为激光熔覆表面改性。

Biography：SHE Hong-yan (1998-), Female, Postgraduate, Research focus: surface modification by laser cladding.
通讯作者：叶宏（1967—），女，硕士，教授，主要研究方向为金属材料表面改性。

Corresponding author：YE Hong (1967-), Female, Master, Professor, Research focus: metal material surface modification.
引文格式：佘红艳, 屈威, 杨柳, 等. 激光熔覆原位生长TiB2/TiC增强铁基涂层组织及性能[J]. 表面技术, 2023, 52(7): 397-405.
SHE Hong-yan, QU Wei, YANG Liu, et al. Microstructure and Properties of TiB2/TiC Reinforced Fe-based Coating Grown in Situ by Laser Cladding[J]. Surface Technology, 2023, 52(7): 397-405.
·398·表面技术 2023年7月
this method not can only improve the interface problem, effectively control the morphology and size of the ceramic phase, but also contribute to good thermomechanical stability of the grown ceramic phase. Therefore, in this paper, the in-situ growth of TiB2 and TiC ceramic phases on 45 steel's surface with laser cladding technique was used to improve the wear resistance of Fe-based coatings.
The 45 steel of 60 mm×40 mm×10 mm was selected as the experimental substrate, and the surface oxide was polished and cleaned with sandpaper to remove the oxide. Fe-based powder, Ti powder and B4C powder were used as precursor powder materials. Different proportions (0%, 10%, 20%, and 30% quality scores) of (Ti+B4C) were added as a cladding powder in the Fe-based powder according to 3Ti+B4C→2TiB2+TiC molar ratio. The experiments were carried out with a YAG solid-state laser, model JJM-IGXY-800B, with the following laser melting process parameters after preliminary process optimisation: current 200 A, scanning speed 180 mm/min, pulse width 6 ms, frequency 8 Hz, out-of-focus volume 0 mm, lap rate 50%. Argon was used as the protective gas with a gas flow rate of 12 L/min. At the end of the experiment, the samples were cut, ground and polished and finally etched with aqua regia. The microstructure, phase morphology, elemental distribution and energy spectrum of the composite coatings were analyzed with a field emission scanning electron microscopy (∑IGMAHDTM). The phase composition of the composite ceramic phases was investigated with an X-ray diffractometer (PANalytical Empyrean Series 2). The microhardness of the coating along the cross-sectional depth was determined with an HVS-1000Z microhardness tester.
Frictional wear experiments were carried out with an MS-T3001 rotary friction machine, the macroscopic morphological profile was characterized with a white light interferometer, the amount of wear was calculated and then the wear marks were photographed to study the wear mechanism.
The results showed that after the addition of Ti and B4C to the Fe-based powder, a uniformly distributed TiB2 and TiC ceramic phase grew in situ, and the number of which increased with the addition of (Ti+B4C). Scanning electron microscopy combing with EDS determined that TiB2 was mostly rectangular in shape, and TiC was spherical or petal-shaped. During in-situ growth, TiB2 was formed preferentially, while TiC was mostly attached to TiB2 in a granular form. The microhardness of the composite coating increased with the addition of (Ti+B4C), and the hardness of 30% (Ti+B4C) composite coating was
1 086HV0.2, which was 0.78 times higher than that of iron base coatings (611HV0.2). The wear performance of the composite
coating was significantly improved, with a minimum wear rate of 5.48×10−6 mm3/(N·m) for the 30% (Ti+B4C) addition, which was 2.67 times higher than that of the Fe-based coating 2.01×10−5 mm3/(N·m). As the amount of (Ti+B4C) added increased, the wear mechanism of the composite coating changed from adhesive wear to slight abrasive wear. In conclusion, the addition of Ti and B4C to the Fe-based powder enables the in-situ growth of TiB2 and TiC through laser cladding technology, and the hardness and friction and wear properties of Fe-based coating can be improved significantly.
KEY WORDS: laser cladding; in-situ growth; TiB2/TiC; microstructure; microhardness; frictional wear properties
激光熔覆金属基复合材料（MMC）涂层具有结合强度高、硬度高、热影响区小、耐磨性好、材料适用性广等特点，受到广泛关注[1]。

金属基复合材料通常由Fe、Ni、Co等基体粉末和陶瓷相等强化相组成[2]。

由于陶瓷相的化学稳定性好、硬度较高、耐磨性优越，因此被广泛用作改善材料表面性能的候选材料，激光熔覆复合涂层中的增强陶瓷相主要通过直接添加或原位合成制备。

“直接添加”是通过把增强相直接添加到金属粉末中。

“原位合成制备”主要是根据材料设计选择合适的反应材料，在激光熔覆过程中通过化学反应直接生成增强相[3-5]。

近年来研究发现，在涂层材料中直接添加陶瓷相，可以提高涂层的硬度和耐磨性。

由于直接添加的陶瓷相与金属基底之间存在弹性模量、膨胀系数和界面兼容性等性能的差异，导致涂层的韧性和抗裂性降低[6]。

Shen等[7]在NiCrSiBC熔覆粉末中添加大量的WC，出现裂纹，且WC的添加量越多，裂纹越多，裂纹的敏感性越高。

激光熔覆工艺具有快速熔化和非平衡凝固的特点，直接添加陶瓷颗粒难以保证其化学稳定性[6]。

为了克服上述局限，采用激光熔覆制备的原位陶瓷颗粒增强复合涂层受到更多关注。

Wang 等[8]为了提高铁基涂层的耐磨性，利用V和C元素在激光熔覆作用下生成了细小的V8C7增强颗粒，V8C7的强化作用提高了涂层的显微硬度，V8C7的出现也提高了涂层的耐磨性能。

Zhang等[9]研究了石墨与Ti原位合成，生成了TiC，且分布均匀。

由于原位生长的TiC提高了涂层的硬度，使得磨损机制变为轻微磨损和细微划痕。

Tran等[10]通过添加Ti、B粉末在铜基粉末制备TiB2，在高能密度的激光作用下，Ti 和B粉末在Cu基体中发生反应，形成了弥散的TiB2相，Cu/TiB2涂层的表面显微硬度显著提高。

在高温摩擦磨损时Cu/TiB2涂层的耐磨性比基体高许多倍，并且随着添加的Ti、B质量分数的增大，生成的TiB2越多，涂层的耐磨性越好。

第52卷第7期佘红艳，等：激光熔覆原位生长TiB2/TiC增强铁基涂层组织及性能·399·
在众多陶瓷增强相材料中，TiB2和TiC陶瓷相表现出高硬度、高模量和高温稳定性良好等优异性能[11-12]，根据文献研究发现，涂层中含TiB2陶瓷相的显微硬度为700~1 800HV[10,13-15]，涂层中含TiC 的显微硬度为550~1 800HV[16-19]，并且已证明它是改善涂层力学性能的有效候选材料。

文中通过在铁基粉末中添加不同质量分数的（Ti+B4C）粉末，利用激光熔覆技术在涂层中原位生长出TiB2、TiC陶瓷相，研究原位形成的陶瓷增强铁基复合涂层的组成相、微观结构特征、分布、形态、摩擦学行为的变化规律。

1 实验
选取45钢作为基材（60 mm×40 mm×10 mm）。

在实验前将基材用180#—600#砂纸打磨，然后用超声波机进行清洗，保证基体材料表面平整、无污染，避免在激光加工过程中产生不利影响。

熔覆粉末材料为Fe基粉末（成分见表1）、B4C粉末和Ti粉末，粉末的显微形貌如图1所示。

预计原位生长TiB2、TiC的化学式为：3Ti+B4C→2TiB2+TiC，按照Ti与B4C的质量比为3∶1，设计了4个激光熔覆粉末体系，见表2，以120 r/min的转速用球磨机将粉末混合12 h。

研磨介质采用ϕ3~10 mm的玛瑙球，球粉的质量比为2∶1，即100 g粉末、200 g玛瑙球。

充分混合均匀后，将粉末置于恒温干燥箱（80 ℃）中干燥5 h，避免粉末中的湿度对激光熔覆成形造成影响。

表1 铁基粉末的化学成分
Tab.1 Chemical composition of Fe-based powder
wt.% Material C Si Cr
Ni
Fe Fe-based powder0.23 1.68 14.92 15 Bal.
实验采用YAG固体激光器，型号为JJM−IGXY−800B。

经过前期的工艺优化，激光熔覆工艺参数如下：
激光功率为311 W，激光光斑直径为2 mm，激光器
的波长为 1 064 nm，电流为200 A，扫描速度为180 mm/min，脉宽为6 ms，频率为8 Hz，离焦量为
0 mm，氩气为保护气体，气体流量为12 L/min。

采
用预铺粉方法，先将粉末铺在准备好的45钢基体上，
单道铺粉厚度为0.75 mm，多道铺粉厚度为1.25 mm，
多道搭接率为50%，激光工作示意图如图2所示。

在实验结束后，对样品进行切割、研磨、抛光，
最后用王水腐蚀。

利用场发射扫描电子显微镜（∑IGMAHDTM）对复合涂层的微观结构、相形态、
元素分布和能谱进行分析。

采用X射线衍射仪（PANaly-tical Empyrean Series 2）研究复合陶瓷相的组成。

用HVS−1000Z显微硬度计测定涂层沿横截面深
度的显微硬度。

将载荷设置为0.98 N（200 g），保
压时间为15 s。

硬度试验期间的压痕分布如图3所示。

从上到下，每个点相隔0.05 mm。

从左到右，每个点
相隔0.05 mm。

将每组的平均硬度作为最终硬度，以
减小误差。

为了保证数据的稳定性，分析比较不同熔
覆层之间的硬度变化规律。

摩擦磨损实验采用MS−
T3001旋转摩擦机，磨损方式如图4所示，实验参数：
图1 粉末显微图片
Fig.1 Morphologies of powder: a) Fe-based powder; b) Ti powder; c) B4C powder; d) mixed powder
·400·
表 面 技 术 2023年7月
表2 涂层覆层材料体系设计
Tab.2 Cladding-material system design of coatings
wt.%
Specimen Fe-based powder (Ti+B 4C)
N0 100 0 N1 90 10
N2 80 20
N3 70 30
图2 激光熔覆工作示意图
Fag.2 Schematic diagram of laser cladding
转速为400 r/min ，摩擦半径为2 mm ，摩擦时间为
60 min ，试验力为20 N ，对磨材料为直径4 mm 的
Al 2O 3陶瓷球。

用白光干涉仪进行宏观形貌轮廓的表征，计算磨损量，磨损率计算见式（1）[20]。

最后，结合摩擦磨损的白光干涉图和扫描电镜图，揭示摩擦磨损机理。

2V rS
W F L F L
π==
⨯⨯ (1) 式中：V 为磨损体积，mm 3；F 为加载载荷，N ；
L 为总摩擦距离，m ；S 为磨痕截面积，mm 2；W 为单位载荷和距离的磨损体积损失，mm 3/(N·m)。

图3 硬度分布示意图
Fag.3 Hardness distribution diagram
图4 磨损示意图 Fag.4 Wear diagram
2 结果与讨论
2.1 物相分析 添加不同（Ti+B 4C ）复合涂层的XRD 图谱如图5所示。

铁基涂层中的物相包括α-Fe 、γ-(Fe, Ni)、Fe-Cr 。

添加Ti 、B 4C 的铁基复合涂层出现了TiB 2和TiC 2个峰，这表明在激光熔覆过程中，熔池发生了反应，生成了2种陶瓷相。

随着（Ti+B 4C ）添加量的增加，衍射峰更高且更尖锐，晶型完整，且未生成其他相。

未见Ti 和B 4C 的衍射峰出现，合金粉末中的Ti 原子直接与B 4C 反应，形成了TiC 和TiB 2。

TiC 和TiB 2相的产生证明沿着3Ti+B 4C →TiC+2TiB 2路线发生了原位反应，参考热力学手册及其他文献[21]，在
Fe-Ti-B 4C 体系中发生的反应如式（2）—（10）所示。

3Ti+B 4C=TiC+2TiB 2 (2) Fe+Ti =FeTi (3) 8Fe+B 4C=4Fe 2B+C (4)
4Fe+B 4C =4FeB+C (5)
2Fe+Ti=Fe 2Ti (6)
2FeB+Ti=2Fe+TiB 2 (7)
3Fe 2Ti+B 4C=6Fe+2TiB 2+TiC (8) 3FeTi+B 4C=3Fe+2TiB 2+TiC (9) 2Fe 2B+Ti=4Fe+TiB 2 (10) 通过热力学计算软件（HSC ）分析了各反应的标
准吉布斯自由能随温度的变化，其结果见图6，其中原位反应式（2）的吉布斯自由能最低，说明更容易
反应生成TiB 2、TiC 。

2.2 显微组织分析
不同（Ti+B 4C ）含量复合涂层中部的微观形貌如
图7所示。

随着Ti 、B 4C 添加量的增加，复合涂层生长的TiB 2和TiC 数量增多，尺寸也增大，且陶瓷相形貌也有所变化。

N1复合涂层生长出的陶瓷相大多为球状、颗粒状，N2复合涂层生长的陶瓷相为矩形、小颗粒状，N3复合涂层陶瓷相为黑色长条状、颗粒
图5 添加不同（Ti+B 4C ）复合涂层的XRD 图谱
Fig.5 XRD patterns of different (Ti+B 4C)
composite coatings
第52卷第7期佘红艳，等：激光熔覆原位生长TiB2/TiC增强铁基涂层组织及性能·401·
图6 涂层反应的吉布斯自由能
Fig.6 Gibbs free energy of possible reaction of coatings
状或花瓣状。

陶瓷相形状的多样性主要与含量有关，其含量低时Fe、Cr等元素的含量较多，在晶体形核长大时，Fe、Cr等元素吸附在生长速度较快的方向上，抑制了生长速度较快的晶面生长，所以含量不同陶瓷相呈现出的形貌不一样。

N3复合涂层微观组织呈现出最为典型的矩形状和球状颗粒，将对其展开详细研究。

为了更清楚地识别各相，对N3复合涂层进行EDS面分布与点分析，如图8所示。

在Fe元素富集的区域，其Ni元素也相应富集，结合XRD结果（图5）可知，两者形成了γ-(Fe, Ni)固溶体。

如图8所示，花瓣和球形小颗粒主要富集Ti和C元素，初步判断为TiC；块状相主要富集Ti和B 2种元素，初步判断为Ti与B 元素的化合物。

对图8中不同相进行点扫面分析，结果如表3所示。

结合XRD物相结果，基底中A区域主要为Fe的固溶体，Fe与Cr形成的化合物，Fe 与Ni形成的复杂固溶体相。

B点花瓣状结构中Ti与
图7 复合涂层微观形貌
Fig.7 Microstructure of composite coatings: a) N0 coating; b) N1 coating; c) N2 coating; d) N3 coating
图8 质量分数为30%的（Ti+B4C）复合涂层中元素的分布
Fig.8 Distribution of elements in 30% (Ti+B4C) composite coatings
·402·
表 面 技 术 2023年7月
表3 不同点的EDS 结果
Tab.3 EDS results at different points
at.% Analyzed points
Fe Ti B C Cr Ni A 50.36 4.46 0 0.18 20.1623.24B 17.50 29.51
47.58 3.49 1.05C
4.80
25.32 67.71
1.57
0.36
C 的原子数分数比接近1∶1，为TiC 相。

C 点多边形结构主要由Ti 和B 原子组成，其原子数分数比接近1∶2，为TiB 2陶瓷相。

这说明熔覆材料在高能激光束的作用下反应，原位生长出TiC 和TiB 2陶瓷相，且涂层中的TiC 分布较均匀，主要分布在TiB 2陶瓷相周围。

TiC 颗粒主要为花瓣状和颗粒状形貌，TiB 2主要为尺寸较大的块状相，具有较规则的轮廓，多呈六边形、四边形。

2.3 原位生长机理
熔覆粉末Ti 粉和B 4C 粉末在高能密度激光作用下发生反应，生成了TiB 2和TiC 2种陶瓷相。

在激光熔覆过程中，铁粉（熔点为1 020 ℃左右）首先熔化，当温度升高时，Ti 粉末（熔点为1 678 ℃）和B
4C 颗粒（熔点为2 350 ℃）[22]熔化，按照3Ti+B 4C →
2TiB 2+TiC 发生反应，生成了TiB 2和TiC 。

根据HSC 软件，分析了TiB 2和TiC 的吉布斯自由能随温度的变化，如图9所示。

在同一温度下，TiB 2吉布斯自由能相对较低，且在熔池中的含量较多，所以TiB 2优先通过形核生长机制形成。

在TiB 2的形成过程中，熔池中的Ti 与B 原子相互吸引，同时B 4C 中的C 原子受到排斥，致使TiC 在TiB 2周围形成，形成过程如图10所示。

TiB 2是A1B 2型六方晶系结构，其Jackson 因子（熔化焓与材料熔点之比）为5.3[23]。

在凝固过程中固液界面较光滑，光滑界面通常以二维形核方式生长，Ti 原子与B 原子相互交替堆垛形成[24]。

由于该晶体的密排面是{0001}，次密排面是{1010}，
所以TiB 2稳定结构为扁平的六方形[25]，
在涂层中TiB 2
图9 TiB 2和TiC 的吉布斯自由能 Fig.9 Gibbs free energy of TiB 2 and TiC
图10 激光熔覆过程中原位TiC 和
TiB 2反应机理示意图
Fig.10 Schematic diagram for reaction mechanism of TiC and TiB 2 in situ during laser cladding
呈矩形和多边形。

TiC 具有NaCl 型晶体结构，Ti 和
C 原子呈中心对称分布[26]，
C 原子位于八面体间隙位置，导致形核生长时各方向的生长速度相同，因此TiC 的生长更倾向于形成对称结构[27-28]，涂层中的TiC 一般出现对称的花瓣形和类球形颗粒。

2.4 显微硬度
测量不同质量分数的陶瓷相涂层硬度，如图11所示。

随着（Ti+B 4C ）添加量的增加，熔覆层的硬度呈阶梯式增加。

其中，铁基+质量分数30%（Ti+B 4C ）涂层的平均硬度为1 086HV0.2，是铁基涂层的1.78倍。

这是由于原位生成的TiB 2、TiC 陶瓷相在涂层中相互作用，形成了弥散强化和固溶强化[6,27]。

在高硬度点附近发现大量原位形成的陶瓷相，使得复合涂层的显微硬度略有波动。

随着距涂层表面距离的增大，显微硬度略有下降。

这是由于熔池中的凝固速度从下到上逐渐减小，上部的凝固时间较长，有利于形成丰富的陶瓷相。

此外，TiB 2和TiC 陶瓷相的密度较低，分别为4.52 g/cm 3和4.93 g/cm 3，在熔池对流作用下易浮于熔池上部，因此复合涂层上部的增强相含量和尺寸增加，使得涂层顶部的硬度较高[21]。

图11 复合涂层显微硬度分布 Fig.11 Microhardness distribution
of composite coating
第52卷第7期佘红艳，等：激光熔覆原位生长TiB2/TiC增强铁基涂层组织及性能·403·
2.5 摩擦磨损行为
在载荷20 N下，复合涂层的摩擦因数随时间的变化如图12所示。

结果表明，随着滑动距离的增加，涂层的摩擦因数逐渐增大，然后在稳定的数值上下波动。

铁基涂层的摩擦因数为0.21，N1复合涂层的摩擦因数为0.38，N2复合涂层的摩擦因数为0.39，N3复合涂层的摩擦因数为0.27，涂层的摩擦因数呈现先变小然后逐渐变大的趋势。

这是由于复合涂层中原位生长出TiB2和TiC，在磨损过程中软的基体最先被磨损，从而在表面留下高硬度的矩形状TiB2和颗粒状的TiC[29]，使得涂层的表面粗糙度增大，进而使得复合涂层的摩擦因数略有增加。

当（Ti+B4C）的质量分数为30%时，生成了大量的TiB2和TiC陶瓷相，使原有的磨损机制发生变化。

当摩擦对偶与陶瓷相接触时，可防止在磨损过程中形成小磨屑，从而降低摩擦因数[30-32]。

图12 添加不同（Ti+B4C）复合涂层的摩擦因数
Fig.12 Friction coefficient of different
(Ti+B4C) composite coatings
复合涂层的的摩擦因数和磨损率的变化如图13所示。

铁基涂层的磨损率为2.01× 10−5 mm3/(N·m)，N1复合涂层的磨损率为9.00× 10−6 mm3/(N·m)，N2复合涂层的磨损率为7.10× 10−6 mm3/(N·m)，N3复合涂层的磨损率最低，为5.48× 10−6 mm3/(N·m)。

涂层的耐磨性分别提高了1.23倍、1.85倍、2.67倍。

结果表明，由于涂层中（Ti+B4C）的增加，涂层中的陶瓷相数量和尺寸也增加，增强了涂层的硬度，使得涂层的耐磨性显著提高。

有研究表明，不同形貌的陶瓷相对涂层耐磨性的提高程度有所不同[33]。

文中研究表明，N3复合涂层中的长条状TiB2的硬度比N1复合涂层中的颗粒状TiB2的增强作用更明显。

为了深入探讨涂层的摩擦机理，通过扫描电镜拍摄涂层磨损后的形貌。

这些涂层的磨损划痕宽度逐渐减小（如图14a—d所示）。

铁基涂层（图14a）在重载下产生了大量的磨屑，出现剥落层，发生了塑性
图13 添加不同（Ti+B4C）复合涂层的
摩擦因数与磨损率
Fig.13 Friction coefficient and wear rate of
different (Ti+B4C) composite coatings
图14 复合涂层的磨痕显微图
Fig.14 Micrograph of wear marks of composite coating: a) N0 coating;
b) N1 coating; c) N2 coating; d) N3 coating
·404·表面技术 2023年7月
变形，摩擦对偶在重载荷下与熔覆层接触，涂层的压应力导致其表面发生轻微的塑性变形，说明铁基涂层的磨损机制为黏着磨损。

N1复合涂层（图14b）存在磨屑及轻微的犁沟，犁沟主要是摩擦对偶与涂层在相对运动过程中因硬质相的突起，在表面或者被硬磨屑犁入较软的涂层表面发生塑性变形的结果[34-35]。

N1复合涂层的磨损机制为磨粒磨损。

N2复合涂层表面存在少量的磨屑，且涂层出现轻微的剥落现象，在涂层中明显能够看到增强相。

N3复合涂层较光滑，说明其耐磨性能相对较好，大量均匀分散的增强相（TiB2、TiC）颗粒被挤压、剪切，并切割成更细的粉末状碎屑嵌入基体中，从而有效抑制了涂层的剥落，显著提高了耐磨性。

3 结论
1）通过激光熔覆技术在铁基粉末中添加Ti、B4C 粉末，能够原位生长出TiB2、TiC陶瓷相，添加（Ti+ B4C）复合涂层的物相主要由α-Fe、γ-(Fe,Ni)、Fe-Cr、TiB2和TiC组成。

2）在快速凝固的过程中，TiB2以矩形或六边形优先析出，TiC大多数依附在TiB2上，呈球形或花瓣形。

3）涂层的显微硬度随着（Ti+B4C）添加量的增多而增大。

其中，N3复合涂层的平均硬度达到1 086HV0.2，与铁基涂层（611HV0.2）相比，提高了约0.78倍。

4）涂层的耐磨性随着原位生长的TiB2和TiC数量的增多明显提高，N3复合涂层的耐磨性最好，与铁基涂层相比，提高了约2.67倍。

随着（Ti+B4C）添加量的增加，复合涂层的磨损机制由黏着磨损转变为轻微的磨粒磨损。

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责任编辑：彭颋。